高熵合金热变形行为研究进展

于秋颖，谢孝昌，2，兰 博，张利伟，李 能，熊华平*

（1 中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京科技大学 碳中和研究院，北京 100083）

高熵合金（high entropy alloy，HEA）是2004 年Yeh 等［1］根据“高混合熵”特性命名的一类新型合金，其通常由至少5 种元素组成（每种元素的原子比在5%~35%），又称为多主元、等原子比或近等原子比多组元合金等［2］。高熵合金颠覆了传统合金以一、两种元素为主的设计思想，提供了巨大的成分设计空间。与传统合金相比，其高熵效应倾向于形成稳定的固溶体相；晶格畸变、迟滞扩散和“鸡尾酒”等效应的协同作用，使其具有优异的性能［3-5］，如高强、高韧、优异的热稳定性和高耐腐蚀性等。因此，高熵合金具有广阔的应用前景，可用作航空航天、核电工程、船舶和石油化工等重要领域的关键结构材料。

作为极端服役环境下极具潜力的关键材料，高熵合金研发已成为研究热点，目前在以“成分-组织-性能”关系为基础的成分设计方面已梳理出丰富的研究成果［6-8］。热加工变形可改善原始制备态组织，并进一步通过热变形参数优化组织和提高合金性能［9］，是推动高熵合金走向工程应用的主要途径。其中，热变形本构关系及应力预测对高熵合金成形设计非常重要，热变形组织演变和变形机制对高熵合金组织调控优化作用重大。与合金成分设计研究相比，高熵合金热变形行为的研究起步较晚，但近10 年来热变形相关研究的热度持续高涨，逐步加深了对高熵合金力学基础理论和高温变形的认识，为提高其性能和推进工程应用提供了支撑。

本文首先总结了热变形研究的高熵合金体系，概括了高熵合金热变形本构关系及其建模方法，分析了热变形过程中的组织演变，并讨论了热变形过程中的微观结构演变机制。最后，对高熵合金热变形研究存在的问题进行了梳理，对未来的研究方向进行了展望。

1 研究热变形行为涉及的高熵合金体系

2011 年，Senkov 等［10］报道了Nb25Mo25Ta25W25和V20Nb20Mo20Ta20W20高熵合金在1073~1873 K 和10-3s-1条件下的热变形组织演变规律。高熵合金材料主要分为3 类：（1） 含有Al，Sn，Zr，Sn，C 和N 等元素的Cr-Mn-Fe-Co-Ni 体系［11-13］；（2） 含有Zr，Ta，Nb，Mo，Cu，C 和N 元素的Cr-Fe-Co-Ni体系［14-16］；（3）其他类型的高熵合金，如AlCoCrFeNi2.1［17］，TiAlVNb2［18］，MoNbHfZrTi［19］等材料。

表1 列举了热变形研究用高熵合金的成分、晶粒组织、相结构和热变形范围等［20-39］。可以看出，热变形前高熵合金大多为铸态或者均匀化态，合金晶粒组织较为粗大。其中，针对单相FCC 或FCC（主要）+BCC（次要）相高熵合金的热压缩变形研究最为广泛。

表1 热变形研究用高熵合金成分、相结构、晶粒度和热变形条件Table 1 Compositions，phase structure，grain size and hot deformation condition of HEAs studied by hot deformation

在所研究的高熵合金中，AlxCoCrFeMnNi［26］（x=0~1）和AlxCoCrFeNi［16，18］体系通过添加不同含量的Al 元素形成多相组织或第二相来调整微观结构，从而优化力学性能，表现出与传统合金相当或优于传统合金的性能，如AlxCoCrFeNi 高熵合金比Haynes230 和Ti-6Al-4V 等具有更好的抗高温软化性能［40］，比316L不锈钢具有更好的加工硬化特性、更长的疲劳寿命［41］以及极佳的抗氧化、耐磨损和耐蚀性能等［42-44］，是汽车、舰船和建筑等领域极具潜力的工程材料。更重要的是，上述体系高熵合金通过适当的形变热处理，其力学性能得到明显提升，如Al0.3CoCrFeNi 合金的拉伸性能由160 MPa 提高至1800 MPa［45］。

2 热变形本构关系与应力预测

2.1 本构关系

本构关系是描述合金热变形流变应力与热力参数关系的模型，主要用于优化成形工艺参数。目前高熵合金本构关系的研究主要为经验公式型。与传统合金相似，利用Zener-Hollomon 参数（Z）［46］来描述高熵合金流变应力与变形参数的关系，如式（1）~（3）所示。

式中：ε̇为应变速率；Q为热变形过程中的表观激活能；R为气体常数；T为变形温度；A1，A2，A，β和α为材料常数；n1，n为应力指数；σ为流变应力。幂函数形式的式（1）适合于低应力变形条件［47］，指数形式的式（2）适合于低温、高速率、高应力变形条件，双曲正弦形式的式（3）适合于所有应力范围内的变形条件［23］。因此，通常选取式（3）来描述高熵合金本构关系模型，又称为Arrhenius 模型。

表2 总结了目前高熵合金双曲正弦本构模型中相关参数的计算值［18，23，25，27-28，31-34，36，48-53］。受高熵合金初始组织状态和数据分析差异的影响，本构模型中各参数的计算值不尽相同。例如，表2 中高熵合金CoCr-FeMnNi 的热变形表观激活能的平均值为（350+305.40）/2=327.7 kJ/mol，接近于该合金中所有元素自扩散激活能的平均值327.7 kJ/mol，其中Co，Cr，Fe，Mn，Ni 的自扩散激活能分别为288.5，441.9，284.12，288.4，276.7 kJ/mol［54］。此外，Steurer［55］指出，高熵合金性能很大程度受主元性能的平均值控制，这与上述CoCrFeMnNi 合金热变形表观激活能的相关分析一致。而且，Daryoush 等［56］研究也发现，Al-FeCuZnTi 高熵合金热分析过程中的结晶激活能与主元的平均自扩散激活能相当。因此，通过高熵合金平均自扩散激活能可以评估热变形表观激活能，进而判断高熵合金的热变形性能。

表2 高熵合金本构模型中相关参数的计算值Table 2 Calculated values of relevant parameter in constitutive model of high entropy alloy

2.2 流变应力预测

热变形流变应力预测对设计合金成形工艺非常重要，可以用来模拟合金在加载条件下的热变形响应［57-58］。目前高熵合金流变应力预测建模方法主要为Arrhenius 模型［25］，而其他建模方法，如人工神经网络（artificial neural network，ANN）模型［59］、Zerilli-Armstrong（ZA）模型［60］、JohnsonCook （JC）模型［61］等的相关报道相对较少。

2.2.1 Arrhenius 模型

对式（3）进行重新排列，可以获得给定应变ε条件下预测流变应力的Arrhenius 模型，如式（4）所示。

Wang 等［36］开展了AlCrCuFeNi 高熵合金流变应力预测值与实验值的对比研究，如图1 所示，可见Arrhenius 模型能够较好地预测高熵合金的流变应力。Mirzadeh［62］针对位错滑移和攀移控制变形（n=5），通过引入与温度相关的参数——弹性模量E和扩散系数D，对Arrhenius 模型进行简化处理，提出ε̇D=B[sinh(α′σ E)]5模型，其中B和α′为材料常数。该简化模型对传统合金流变应力具有良好的预测能力，并得到了Rastegari 等［63］和Shalbafi 等［64］的验证。但是，目前缺少针对高熵合金E和D随温度变化的相关数据，因此该模型不适用于预测高熵合金流变应力。

图1 AlCrCuFeNi 高熵合金流动应力预测值与实验值的对比［36］（a）0.001 s-1；（b）0.01 s-1；（c）0.1 s-1；（d）1 s-1Fig.1 Comparison of predicted and experimental values of flow stress of AlCrCuFeNi high entropy alloys［36］（a）0.001 s-1；（b）0.01 s-1；（c）0.1 s-1；（d）1 s-1

2.2.2 其他模型

目前ANN 模型在高熵合金流变应力预测方面还处于起步阶段，相关的报道研究很少。Jain 等［59］利用ANN 模型对（CoCrFeNi）90Zr10高熵合金的流变应力进行了预测，通过分析可知，ANN 模型预测值与实验值的平均相对误差为1.22%，表明ANN 模型在高熵合金流变应力预测方面具有巨大的潜力。

ZA 模型是基于热激活位错机制的流变应力预测模型，其中基于Samantaray 等［65］的优化模型应用最为广泛。Brown 等［60］分别利用原始ZA 模型和优化模型对CoCrFeMnNi 高熵合金流变应力进行了预测分析，结果表明原始ZA 模型更适合高应变率下的流变应力预测。

JC 模型是应变ε、应变速率ε̇和变形温度T对流变应力影响的模型。Zhang 等［61］考虑到热变形绝热温升效应而提出了修正模型，并预测了AlCoCr1.5Fe1.5Ni-Ti0.5高熵合金的热变形流变应力，发现修正模型具有很好的预测能力。此外，Brown 等［60］也发现，修正后的JC 模型能够更好地预测CoCrFeMnNi 高熵合金的流变应力。

3 热变形组织演变

3.1 FCC 和FCC+BCC 结构高熵合金

CoCrFeNiMn 体系是FCC 高熵合金的基础体系，具有良好的塑性，是目前研究最为广泛的FCC 高熵合金之一。Stepanov 等［11］发现，该高熵合金在600~1100 ℃热变形时都会出现再结晶，指出较低变形温度下再结晶主要出现在绝热剪切带中，再结晶分数和晶粒尺寸随着变形温度的升高而增加，这与Eleti 等［23］，Jeong 等［24］，Patnamsetty 等［66］和Shabani 等［52］的研究结果一致。同时，统计得到600 ℃时再结晶分数仅为0.085，而1000 ℃时再结晶分数可达0.95，接近完全再结晶。

对CoCrFeNiMn 合金进行大量的成分调整，衍生出不同系列的FCC/FCC+BCC 高熵合金，主要包括：（1）添加Al，Sn，C 或N 等元素形成的高熵合金，典型代表为AlxCoCrFeNiMn（x=0~1）；（2）去掉Mn 元素形成的CoCrFeNi 合金，以及在CoCrFeNi 合金基础上添加Al，Cu，Ta，Zr 或Ti 等元素形成的高熵合金，典型代表为AlxCoCrFeNi（x=0~1）。针对上述高熵合金，国内外已经开展了相关的热变形研究。其中，AlxCoCrFeMnNi 和AlxCoCrFeNi（x=0~1）体系通过热变形后力学性能明显提升。

Jeong 等［13］发现，1373 K 以上AlCoCrFeMnNi 高熵合金很快发生动态再结晶，而1373 K 及以下温度时再结晶动力学较低。主要是因为，Al 元素起到溶质拖曳作用，位错滑移速度减慢，进而导致亚晶形成速度减慢；并且认为，提高Al含量有利于延缓热变形时的流动不稳定性，从而提高热加工性能。Al0.7CoCrFeMnNi高熵合金在热变形过程中表现出明显的晶粒细化，这与初始晶粒细小、BCC 相破碎形成的第二相粒子诱发形核和BCC/FCC 界面处局部变形程度高密切相关［22］。Kim 等［20］也观察到，Al0.5CoCrFeMnNi高熵合金中BCC诱发再结晶，并且由于该作用，Al0.5CoCrFeMnNi合金再结晶分数明显高于CoCrFeMnNi 合金，晶粒尺寸明显小于CoCrFeMnNi 合金。因此，Al 元素的添加有利于提高AlxCoCrFeNiMn（x=0~1）高熵合金的热变形性能。

FeCoCrNi 高熵合金为FCC 单相组织，在900~1100 ℃，10-3~10-1s-1下可发生动态再结晶，1000 ℃/10-2s-1下可获得完全再结晶组织［26］。随着Al 元素的添加，AlxCoCrFeNi（x=0~1）高熵合金组织逐渐由FCC 相向FCC+BCC/B2 两相和BCC 相转变。当x=0.3时，Al0.3CoCrFeNi合金在1273~1423 K，10-2~2×10-1s-1范围内发生动态再结晶，在1048~1148 K，10-3~3×10-3s-1范围内发生动态回复（dynamic recovery，DRV），在变形温度<1123 K，10-2~10-1s-1范围内出现局部剪切带和晶界开裂现象［28］，并且热变形过程中会发生B2 型NiAl 相与位错的交互作用［28，45，67］。当x=0.5 时，Al0.5CoCrFeNi 合金在较低温度和较高应变速率区域出现失稳现象，确定最佳热变形区间为900~960 ℃，1.3×10-3~2×10-3s-1的变形范围［14］。当x=0.6 时，Al0.6CoCrFeNi 合金在900 ℃时发生动态再结晶，当温度超过1100 ℃时，BCC 相完全再结晶，而即便变形温度升高到1200 ℃，FCC 相也不能完全再结晶［29］。 当x=0.7 时，Al0.7CoCrFeNi 合金在800 ℃时发生再结晶，热变形时BCC/B2 片层组织破碎，某些晶粒内BCC/B2 相还会发生动态球化，部分FCC 晶界处开裂，如图2 所示［31］，并且得到再结晶分数随应变量变化的曲线呈“C”型［30］。当x=1 时，AlCoCrFeNi 合金热变形时发生相转变，由室温无序BCC （A2）+有序BCC （B2）相转变为1073 K 和1173 K 时的FCC+A2+B2+σ相，再转变为1273 K 和1373 K 时的FCC+A2+B2 相。

图2 Al0.7CoCrFeNi 高熵合金热变形后的显微组织［31］（a）800 ℃，0.01 s-1；（b）900 ℃，0.1 s-1；（c）1000 ℃，0.01 s-1Fig.2 Microstructures of Al0.7CoCrFeNi high entropy alloys after hot deformation［31］（a）800 ℃，0.01 s-1；（b）900 ℃，0.1 s-1；（c）1000 ℃，0.01 s-1

3.2 BCC 结构高熵合金

除了部分3d 过渡元素高熵合金和高熵高温合金等具有BCC 结构外，难熔高熵合金大多为BCC 结构［68］，是耐高温领域极具潜力的新型材料，但是难熔高熵合金一般室温塑性较差［69-70］，所以热变形是提高其变形能力的重要途径，是近年来难熔高熵合金组织性能调控研究的一个重点。

Eleti 等［71］发现，HfNbTaTiZr 高熵合金在1000~1200 ℃，10-4~10-2s-1的变形条件下可观察到动态再结晶组织。1100 ℃时，在最大应变量下热变形组织仍为由粗大未再结晶组织和细小项链状再结晶组织组成的非均匀组织，而1200 ℃时，该合金可发生完全再结晶。 Cao 等［37］发现，当应变速率>1 s-1时，Ti29Zr24Nb23Hf24高熵合金会出现变形带，并且随着变形温度的升高和应变速率的降低，动态再结晶分数和晶粒尺寸逐渐增大。Dong 等［19］观察了MoNbHfZrTi高熵合金试样热变形后的表面开裂状态，进一步分析得到沿晶界和剪切带逐渐形成具有项链形态的动态再结晶晶粒，其比例和尺寸随应变速率的降低和温度的升高而增大。通过构建热加工图确定了最佳热加工窗口为1110~1170 ℃和10-3~10-2.5s-1，如图3所示。

图3 MoNbHfZrTi 高熵合金热变形行为［19］（a）热加工图；（b）宏观形貌Fig.3 Hot deformation behavior of MoNbHfZrTi high entropy alloys［19］（a）processing map；（b）macroscopic morphology

4 热变形过程微观结构演变机制

4.1 变形机制

4.1.1 位错运动

热变形过程中高熵合金的变形机制以位错运动为主，但由于高熵合金具有“拓扑有序、化学无序”的独特结构［72］，其短程有序、第二相和晶粒尺寸等微结构会对位错运动造成阻碍，因此，与传统合金相比，高熵合金的位错运动更为复杂，会出现交滑移和多滑移以及位错塞积等。

高熵合金的短程有序通常是指几个原子尺度内主元的偏聚和有序排布，包括纳米域、有序间隙复合物和拓扑有序等。Lei 等［73］在TiZrHfNb 合金中掺杂O形成有序氧复合物，该短程有序结构不仅能够促使平面滑移转变为交滑移，还可诱发二次交滑移。Ding等［74］利用与其他组元差异较大的Pd 元素替换Mn 元素，产生纳米尺度的成分波动，进而形成交替分布的拉/压应变场，可有效钉扎位错，将位错平面滑移转变为交滑移。Wang 等［53］发现，NbZrTiTa 高熵合金在低温和高应变速率下因位错堆积和扭结带，导致产生强烈的应变硬化，而变形温度升高和应变速率降低后，短程有序结构钉扎位错，流变应力急剧下降。

第二相种类、尺寸、含量、分布等会对高熵合金位错运动产生显著影响。Yuan 等［75］发现，Co40Cr20Ni30-Mo2Al4Ti4合金中L12型γ′相随温度升高逐渐粗化，导致不同温度下变形机制有所不同。600 ℃及以下时主要为位错滑移机制，700 ℃以上时为变形软化机制，包括原子迁移率增加导致的多平面、多方向位错滑移，位错攀移和晶界旋转。Tian 等［32］揭示了由于相转变的影响，AlCoCrFeNi 高熵合金的位错运动由1073 K时细晶组织晶界滑移机制和粗晶组织内局部位错滑移机制的共同作用转变为1373 K 时的位错攀移机制。

目前高熵合金大多为多晶材料，晶粒尺寸不同必然导致位错运动存在差异。Ma 等［67］利用原位观察法研究了粗晶和细晶Al0.3CoCrFeNi 高熵合金的拉伸变形行为，指出细晶高熵合金的位错密度比粗晶高熵合金的位错密度增加得更快，表现出更明显的晶界变形行为，但晶内位错密度分布更为均匀，因此，细晶高熵合金塑性变形更为均匀。同时，阐明了细晶高熵合金的变形机制，即随着应变量的增加，位错很快转移到FCC 晶界处，避免了晶内开裂。

4.1.2 其他变形机制

式（1）中的应力指数n1 能够表征某一特定变形机制，其中n1=3 时，合金一般发生溶质拖曳蠕变行为［76］。在对AlxCoCrFeNiMn（x=0~1）高熵合金n1 值计算中发现，随着富铝BCC 相含量的增加，n1 值接近3 的蠕变特性更加明显。Joeng 等［13］和Kim 等［20］认为，Al 元素是引起溶质拖曳蠕变行为的本质原因。图4 为CoCrFeMnNi 和Al0.5CoCrFeMnNi 高熵合金在不同晶粒尺寸、变形温度和应变速率下的变形机制图［21］。可以看出，两种高熵合金变形机制最明显的差异在于Al0.5CoCrFeMnNi 高熵合金存在溶质拖曳蠕变。

图4 CoCrFeMnNi（a）和Al0.5CoCrFeMnNi（b）高熵合金的变形机制图［21］Fig.4 Deformation mechanism maps of CoCrFeMnNi（a） and Al0.5CoCrFeMnNi（b） high entropy alloys［21］

热变形过程中孪生变形也发挥着重要作用，其通常发生在层错能较低的FCC 结构高熵合金中。Ming等［77］证实，Cr20Fe6Co34Ni34Mo6高熵合金中孪晶界能够阻碍位错运动，从而显著提高高熵合金的应变硬化能力。Ma 等［67］指出，Al0.3CoCrFeNi 高熵合金B2 相可减少邻近FCC 基体的层错能，使变形孪晶易于在B2 和FCC 两相交界处形核；而且发现，细晶合金具有比粗晶合金更多的相界，容易产生更多的变形孪晶。这样一方面，可释放相界处因局部位错堆积造成的应力集中，降低晶内开裂的可能性，另一方面，能够产生新的界面，减少位错滑移的平均自由程，增加位错容量，从而加强加工硬化速率和材料强度，因此变形孪晶提高了细晶Al0.3CoCrFeNi 高熵合金的强塑性。Jain 等［78］发现，Co-Cr-Fe-Ni-V 高熵合金在1273，1373 K 下以0.1 s-1和1073 K 下以10 s-1热变形时出现变形孪晶，阐明变形孪晶一方面通过与原始晶粒形成新的界面，阻碍原始晶粒内位错运动而提高材料强度，另一方面，减少原始晶粒内局部应变积累程度，从而有利于提高合金塑性。

4.2 再结晶机制

热变形过程中再结晶细化晶粒主要有两种机制：不连续动态再结晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX）和连续动态再结晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）。DDRX 是通过晶界弯弓形核和后续晶核长大形成再结晶晶粒的机制［79］。CDRX 是指热变形产生的位错在晶粒内部形成胞状组织，随后增加应变量形成亚晶，再通过亚晶旋转使亚晶界取向差角度不断增大形成大角度晶界，从而产生新晶粒［30］，其中该过程中再结晶形核和长大没有明确的区别。

晶界弯弓是DDRX 发生的典型特征，由晶界弯弓形成的等轴再结晶晶粒和未再结晶变形组织所构成的项链组织是DDRX 发生后形成的典型组织。CoCrFeNiMn［11］，FeCoCrNi［26］，FeCrCuNi2Mn2［51］和FeCrCuMnNi［52］等3d 过渡金属高熵合金热变形时只发生DDRX。 此外，HfNbTaTiZr［57，71］和MoNbHf-ZrTi［19］难熔高熵合金也在热变形过程中只发生DDRX，最终形成非均匀项链状再结晶组织。

CDRX 是高熵合金热变形过程中另一种重要的再结晶机制。Kim 等［20］揭示，Al0.5CoCrFeMnNi 高熵合金中硬质BCC 相可作为第二相，通过粒子激发形核（particle stimulated nucleation，PSN）诱导的CDRX 机制提供形核位置和细化FCC 基体。Jeong 等［22］阐明，Al0.7CoCrFeMnNi 高熵合金通过BCC 破碎形成小颗粒引起PSN 效应和BCC/FCC 界面产生局部大变形两种方式发生CDRX。Wang 等［30］也指出，NiCoFe-CrAl0.7合金发生CDRX，并揭示了其演变过程，即依次出现无序位错、胞状结构、亚晶粒和动态再结晶（dynamic recrystallization，DRX）晶粒。

大多数情况下，高熵合金在不同热变形条件会发生不同的再结晶机制，或者CDRX 和DDRX 同时发生。Khan 等［80］揭示，Al0.5Ti2Nb1Zr1W0.5高熵合金在1273 K 热变形时同时发生DDRX 和CDRX。Wang等［16］阐明，Al0.6CoCrFeNi 高熵合金在950 ℃/0.1 s-1热变形时，BCC 和FCC 中都存在小角度晶界向大角度晶界转化的过程，表明该条件下CDRX 主要占优势；1100 ℃/0.1 s-1热变形时，BCC 相主要发生CDRX，而FCC 相存在大角度晶界和部分中角度晶界，表明DRV 和CDRX 同时发生在FCC 相中。Liu等［39］指出，MoNbTaTiV 高熵合金在低变形温度和高应变速率条件下，局部严重的晶界畸变强烈钉扎位错运动，限制晶界迁移并产生晶界弯弓现象，因此该条件下DDRX 是主要的再结晶机制；高变形温度和低应变速率条件下，合金出现小角度晶界向中角度晶界的转化，且中角度晶界进一步旋转形成大角度晶界，因此该条件下CDRX 是主要再结晶机制，同时揭示了细小第二相可促进CDRX 发生，如图5 所示。Wang 等［53］发现，NbZrTiTa 高熵合金热变形时主要发生DDRX，但随着变形温度升高和应变速率降低，该高熵合金也发生CDRX，表现为变形晶粒内形成新的晶粒。

利用热加工图并结合微观组织分析可以得到高熵合金热加工时的安全区间，同时也可以有效判断高熵合金的软化机制。Patnamsetty 等［81］构建了CoCr-FeMnNi 高熵合金的热加工图，如图6 所示，确定了不同类型再结晶机制的区域。Wang 等［36］构建了AlCr-CuFeNi 高熵合金的热加工图，通过功率耗散值和组织分析确定了不同热变形条件下的再结晶机制。Jiang等［34］通过构建CoCrCu1.2FeNi 高熵合金的热加工图来确定不同的再结晶机制。

图6 CoCrFeMnNi 高熵合金在应变量为0.6 时的热加工图［81］Fig.6 Processing diagram of CoCrFeMnNi high entropy alloys at strain of 0.6［81］

5 结束语

高熵合金的发展给材料理论、新型高性能材料研发和未来武器装备开发带来了颠覆性影响。本文综述了高熵合金的热变形行为，总结了表征高熵合金热变形流变行为的本构关系以及流变应力预测模型，指出目前Arrhenius 模型应用较为广泛，而ANN，ZA 和JC 等其他本构建模工作尚处于起步阶段；归纳了目前已研究过的热变形行为高熵合金及其涉及的热变形条件，分别讨论了FCC/FCC+BCC 结构和BCC 结构高熵合金在不同热变形条件下的组织演变，阐述了高熵合金热变形过程中的变形机制，讨论了短程有序、第二相和晶粒尺寸等组织因素对高熵合金热变形过程中位错运动的影响，同时指出孪生变形和Al 元素添加所致的溶质拖曳蠕变在热变形过程中也发挥着重要作用；揭示了高熵合金的再结晶机制，讨论了以晶界弯弓为特征的DDRX 和以PSN 和局部大变形方式产生的CDRX，指出不同热变形条件下会发生不同的再结晶机制（CDRX 和DDRX 或同时发生）；此外，认为利用热加工图并结合微观组织分析的方法也可有效判断高熵合金的再结晶机制。

作为新型材料体系，高熵合金越来越受到关注，已有越来越多的高熵合金被成功研发出来。目前已经在高熵合金成分、组织和性能方面建立了较为丰富的数据库，但是在高熵合金热变形方面的研究并不系统，还有很多需要解决的问题，具体体现在：

（1）基于高熵合金物理性质的本构关系

目前高熵合金仍沿用传统合金的热变形本构关系，缺少对高熵合金短程有序、晶格畸变等组织结构的定量表征，很难建立可靠的结构模型，无法构建起基于高熵合金物理性质的本构关系。因此，需要加强对高熵合金的基础研究，建立起表征关键结构特征的原子结构模型。

（2）基于高熵合金结构特征的再结晶模型

目前关于高熵合金再结晶建模方面的研究报道较少，已有研究大多也是基于传统合金的模型，缺少针对高熵合金的再结晶模型。因此，应该结合高熵合金的结构特征，通过适当引入结构因子或其他方式，建立适合高熵合金的再结晶模型。

（3）不同制备工艺条件下的热变形研究

现有高熵合金的热变形研究主要是针对熔铸状态合金开展的，而针对粉末冶金、喷射成形和激光增材制造等工艺制备的合金热变形研究较少。因此，应系统开展多种制备工艺条件的热变形研究，建立制备工艺与热变形行为的关联性。

（4）复杂载荷作用下的热变形研究

相比于单轴载荷作用下的热变形行为，面向工程应用的复杂载荷（如轧制、挤压和锻造）作用下的热变形研究较少。应在单轴热变形行为研究的基础上，开展复杂载荷作用下的探索性研究，突破高熵合金关键制备工艺，制备出满足工况条件、综合性能优异的新型装备高熵结构材料。